CN111270175B

CN111270175B - 一种高应变速率超塑性稀土镁合金的制备工艺

Info

Publication number: CN111270175B
Application number: CN202010201181.XA
Authority: CN
Inventors: 江静华; 吴浩然; 马爱斌; 刘欢
Original assignee: Hohai University HHU
Current assignee: Hohai University HHU
Priority date: 2020-03-20
Filing date: 2020-03-20
Publication date: 2021-09-28
Anticipated expiration: 2040-03-20
Also published as: CN111270175A

Abstract

本发明公开了一种高应变速率超塑性稀土镁合金的制备工艺，包括如下步骤：将预制的稀土镁合金试样在495‑505℃下进行10‑12h的隔绝空气固溶处理；保温加热等通道转角挤压模具至380‑410℃，将隔绝空气固溶处理后的稀土镁合金试样放入加热后的等通道转角挤压模具中保温10‑15min；对保温后的稀土镁合金试样进行至少一组等通道转角挤压加工；其中，一组为4个道次的等通道转角挤压加工；将等通道转角挤压加工后的稀土镁合金试样充分浸入到硅油中进行200℃下110‑130h的时效热处理，获取具有均匀弥散析出第二相的稀土镁合金；本发明制备工艺简单，所得到的镁合金内部组织均匀，晶粒细小且第二相均匀弥散分布。

Description

一种高应变速率超塑性稀土镁合金的制备工艺

技术领域

本发明涉及金属材料加工技术领域，具体涉及一种高应变速率超塑性稀土镁合金的制备工艺。

背景技术

镁合金作为最轻的金属结构材料，具有比强度、比刚度高，储量丰富及易回收等优点，是轨道交通、航空航天、3C产品等的理想结构材料。然而镁合金的绝对强度不足，室温塑性有限，塑性成形性能差，极大地限制了其应用。因此，提高镁合金的强韧性并制备低温高速超塑性镁合金，是当前镁合金领域亟待解决的问题。

镁合金作为一种极具潜力的结构材料，大量使用时可以极大的减少坏境压力，镁具有密排六方晶格结构，室温下可以启动的滑移系十分有限，通常在室温下表现出较低的成形性能。故而镁合金制品很少使用锻造、轧制、挤压等加工方式生产。绝大多数的镁合金采用铸造方法，尤其采用模铸和触变铸造。镁合金的冷变形受到了极大的约束，仅限于普通弯曲半径的小变形。但是在高温下镁合金的加工性能得到了较大程度的改善，额外的滑移系得以启动。为了更大限度的开发并利用镁合金，增加镁合金市场的消费份额，镁合金的二次加工工艺具有十分重要的发展意义，使用锻造、轧制、挤压等大塑性变形的加工方式对镁合金进行二次加工，可以制备出形状复杂的结构件，尤其是镁合金具有了低温高速超塑性之后可以对较大零部件直接进行冲压成型制备，可以大大拓宽镁合金的实际应用领域。

细晶强化对镁合金具有极为重要的意义，而大塑性变形技术是制备纳米及超细晶材料的有效途径之一。等通道转角挤压是目前镁合金大塑性变形中广泛应用的一种加工方式，对于合金元素含量较低的AZ31、AZ61等镁合金，ECAP(等通道转角挤压)加工后室温塑性显著提升，但强度改善有限，而对于合金元素含量较高的AZ91镁合金，晶粒细化及第二相强化的作用可使ECAP加工后合金的强度和塑性同时提高。研究者在以往的研究中一直致力于提高挤压道次增加变形量以获得均匀的超细晶组织，相较于粗晶组织，其强度提高显著，但延伸率明显降低，无法实现高强度与高塑性的结合。因此，在保持材料高强度的同时，如何摆脱其拉伸塑性低的问题成为了研究者面临的新挑战。

发明内容

本发明的目的在于提供一种高应变速率超塑性稀土镁合金的制备工艺，以解决现有技术中导致的上述多项缺陷或缺陷之一。

为达到上述目的，本发明是采用下述技术方案实现的：

一种高应变速率超塑性稀土镁合金的制备工艺，包括如下步骤：

将预制的稀土镁合金试样在495-505℃下进行10-12h的隔绝空气固溶处理；

保温加热等通道转角挤压模具至380-410℃，将隔绝空气固溶处理后的稀土镁合金试样放入加热后的等通道转角挤压模具中保温10-15min；

对保温后的稀土镁合金试样进行至少一组等通道转角挤压加工；其中，一组为4个道次的等通道转角挤压加工；

将等通道转角挤压加工后的稀土镁合金试样充分浸入到硅油中进行200℃下110-130h的时效热处理，获取具有均匀弥散析出第二相的稀土镁合金。

进一步地，所述稀土镁合金试样进行等通道转角挤压加工的组数为1-4组。

进一步地，所述隔绝空气处理后的稀土镁合金试样内部组织中包含有14H型长周期有序堆垛结构。

进一步地，所述等通道转角挤压加工后的稀土镁合金试样的晶粒尺寸为100nm-1.5μm。

进一步地，所述的时效热处理后，所获得的稀土镁合金具备均匀细小弥散分布的第二相以及碎化的14H型长周期有序堆垛相。

进一步地，所述预制的稀土镁合金试样包括如下步骤：

将纯镁(99.95wt％)、Mg-20Er(wt％)、Mg-30Y(wt％)，纯锌(99.95wt％)以37：10：18：2的比例在CO₂(99vol％)和SF₆(1vol％)混合气体的保护气氛下在700℃熔融；

将熔融后获得的稀土镁合金浇铸水冷得到原始铸态稀土镁合金；

将原始铸态的稀土镁合金切割成长方体状并使用石墨掩埋压实，获取稀土镁合金试样。稀土镁合金试样为Mg-8Y-2Er-3Zn。

根据上述技术方案，本发明的实施例至少具有以下效果：

1、采用含稀土的镁合金材料，满足了轻质化的要求，稀土进一步使镁合金具有了常温下的优异力学性能，并且该稀土镁合金在低温高应变速率下具有超塑性，使得加工复杂镁合金零部件成为可能，大幅的降低了加工成本；

2、通过高温固溶热处理+高道次ECAP+低温时效热处理的加工方式，使该镁合金组织中的18R型长周期有序堆垛相大部分转变成14H型长周期有序堆垛相，并进一步使该相碎化在组织中弥散分布，与均匀弥散析出的第二相共同起到了阻碍位裂纹扩展的作用，大幅提高了稀土镁合金在低温条件下的延伸率；

3、200～450℃下以10-2～1s-1的应变速率进行低\高温高应变速率符合目前工业大规模生产复杂零部件的条件，该镁合金材料具有良好的延展性和一定韧性适合进行冲压加工，低温加工有利于降低加工成本，高应变速率有利于提高镁合金加工效率。

附图说明

图1为本发明具体实施方式铸态Mg-8Y-2Er-3Zn的金相组织图；

图2为本发明具体实施方式固溶热处理后Mg-8Y-2Er-3Zn的金相组织图；

图3为本发明具体实施方式ECAP加工后的透射电镜图；

图4为本发明具体实施方式ECAP加工后14H和18R型长周期有序堆垛相的透射电镜图；

图5为本发明具体实施方式ECAP加工后14H和18R型长周期有序堆垛相的衍射光斑图；

图6为本发明具体实施方式不同加工状态Mg-8Y-2Er-3Zn的XRD分析图；

图7为本发明具体实施方式不同加工状态下的常温及高温超塑性拉伸力学性能图。

具体实施方式

为使本发明实现的技术手段、创作特征、达成目的与功效易于明白了解，下面结合具体实施方式，进一步阐述本发明。实施例中未注明具体技术或条件者，按照本领域内的文献所描述的技术或条件或者按照产品说明书进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市购获得的常规产品。

以范围形式表达的值应当以灵活的方式理解为不仅包括明确列举出的作为范围限值的数值，而且还包括涵盖在该范围内的所有单个数值或子区间，犹如每个数值和子区间被明确列举出。例如，“380℃-410℃的温度下应当理解为不仅包括明确列举出的约380℃至约410℃的温度范围，还包括有所指范围内的单个加工温度(如，385℃、390℃、393℃和409℃)和子区间(例如，380℃至385℃、382℃至388℃、395℃至410℃)。

本发明主要是采用镁合金成分设计以及组织调控的等通道转角挤压加工制备低温高应变速率超塑性稀土镁合金，其中，镁合金热处理组织调控和等通道转角挤压的组合对最终的超塑性稀土镁合金性能影响十分关键，本发明应用了一个组合加工工艺，不在这个组合加工工艺操作范围之内的话，有两种不良后果，一是很难制备出具有大量14H型长周期有序堆垛相的镁合金块材，二是制备的镁合金内部组织均匀细化较差，表现为常温下拉伸试验的强度和延伸率偏低，在高温拉伸试验中超塑性表现不明显。在优选的实施方式中，熔炼的稀土镁合金各成分应控制在质量百分比(wt％)±0.5％之内。在进行ECAP变形加工之前必须先进行500℃下10～12h的隔绝空气固溶。另外，在ECAP过程中应尽量避免样品长时间加热，目的是为了避免因高温加热而产生额外的晶粒回复长大现象并影响最终加工效果，故而在ECAP加工中选择先加热模具至380～410℃随后放入涂抹了石墨乳的样品并继续保温10min。此操作可以使样品快速升温并有效避免长时间高温加热而产生不利影响。

接下来，再将镁合金样品进行1～8组ECAP加工(每组包括4道次的加工)。该步骤中，先进行4道次加工，随后模具以及样品温度将会小幅下降需要进行短时保温加热，之后继续进行后续ECAP加工。该步骤中，ECAP加工的温度最优是达到380～410℃，在这个温度范围的原因在于：温度过低不利于ECAP变形的进行，会导致样品产生裂纹或断裂，温度过高则会导致较高的能耗并且镁合金晶粒会发生回复长大其中的长周期有序堆垛相的碎化效果也不甚明显。其中经过大量试验最优选择固溶温度500℃，12小时；ECAP加工温度400℃；随后样品充分浸入导热硅油中进行200℃120h的时效热处理。

之后对经过时效热处理后的镁合金进行取样切割，选择芯部材料进行室温拉伸试验和高温超塑性拉伸试验，取芯部进行后续拉伸试验的原因是避免ECAP过程中产生的表面微缺陷和石墨乳渗入而产生影响。

实施例1

制备低温高应变速率超塑性稀土镁合金。以纯镁(99.95wt％)，Mg-20Er(wt％)，Mg-30Y(wt％)，纯锌(99.95wt％)以37：10：18：2的比例为原始材料在CO₂(99vol％)和SF₆(1vol％)混合气体的保护气氛下在700℃熔融，获取稀土镁合金Mg-8Y-2Er-3Zn，随后经过浇筑水冷得到原始铸态稀土镁合金，得到的原始晶粒尺寸为150～160μm；利用电火花线切割机切取长方体形ECAP试样，尺寸为50×20×20mm；将该块体试样充分隔绝空气后使用石墨掩埋压实，放入恒温定时马沸炉中进行500℃下的12h固溶处理；保温加热ECAP模具至400℃，随后将均匀涂抹石墨乳的镁合金试样放入模具中并保温10min，随后进行8道次的ECAP加工；经过ECAP加工后的试样利用线切割机切取芯部材料，样品充分浸入导热硅油中进行200℃120h的时效热处理，随后进行室温以及高温超塑性拉伸试验，试验经微观组织分析，组织中含有大量14H型长周期有序堆垛相，其晶粒尺寸约为100～130nm。经测试其室温拉伸断裂强度为315MPa，断裂延伸率为24％；200℃下拉伸速率为10^-3s^-1的高温拉伸试验中断裂强度为221Mpa，断裂延伸率为101％。

实施例2

以纯镁(99.95wt％)，Mg-20Er(wt％)，Mg-30Y(wt％)，纯锌(99.95wt％)以37：10：18：2的比例为原始材料在CO₂(99vol％)和SF₆(1vol％)混合气体的保护气氛下在700℃熔融，获取稀土镁合金Mg-8Y-2Er-3Zn，随后经过浇筑水冷得到原始铸态稀土镁合金，得到的原始晶粒尺寸为150～160μm；利用电火花线切割机切取长方体形ECAP试样，尺寸为50×20×20mm；将该块体试样充分隔绝空气后使用石墨掩埋压实，放入恒温定时马沸炉中进行500℃下的10h固溶处理；保温加热ECAP模具至400℃，随后将均匀涂抹石墨乳的镁合金试样放入模具中并保温10min，随后进行32道次的ECAP加工；经过ECAP加工后的试样利用线切割机切取芯部材料，样品充分浸入导热硅油中进行200℃120h的时效热处理，随后进行室温以及高温超塑性拉伸试验，试验经微观组织分析，组织中含有大量14H型长周期有序堆垛相，其晶粒尺寸约为80～100nm。经测试其室温拉伸断裂强度为298MPa，断裂延伸率为51％。200℃下拉伸速率为10^-3s^-1的高温拉伸试验中断裂强度为268Mpa，断裂延伸率为233％。

实施例3

制备低温高应变速率超塑性稀土镁合金。以纯镁(99.95wt％)，Mg-20Er(wt％)，Mg-30Y(wt％)，纯锌(99.95wt％)以37：10：18：2的比例为原始材料在CO₂(99vol％)和SF₆(1vol％)混合气体的保护气氛下在700℃熔融，获取稀土镁合金Mg-8Y-2Er-3Zn，随后经过浇筑水冷得到原始铸态稀土镁合金，得到的原始晶粒尺寸为150～160μm；利用电火花线切割机切取长方体形ECAP试样，尺寸为50×20×20mm；将该块体试样充分隔绝空气后使用石墨掩埋压实，放入恒温定时马沸炉中进行495℃下的10h固溶处理；保温加热ECAP模具至380℃，随后将均匀涂抹石墨乳的镁合金试样放入模具中并保温10min，随后进行4道次的ECAP加工；经过ECAP加工后的试样利用线切割机切取芯部材料，样品充分浸入导热硅油中进行200℃110h的时效热处理，随后进行室温以及高温超塑性拉伸试验，试验经微观组织分析，组织中含有大量14H型长周期有序堆垛相，其晶粒尺寸约为1-1.3μm。经测试其室温拉伸断裂强度为268MPa，断裂延伸率为13％；200℃下拉伸速率为10^-3s^-1的高温拉伸试验中断裂强度为196Mpa，断裂延伸率为98％。

实施例4

制备低温高应变速率超塑性稀土镁合金。以纯镁(99.95wt％)，Mg-20Er(wt％)，Mg-30Y(wt％)，纯锌(99.95wt％)以37：10：18：2的比例为原始材料在CO₂(99vol％)和SF₆(1vol％)混合气体的保护气氛下在700℃熔融，获取稀土镁合金Mg-8Y-2Er-3Zn，随后经过浇筑水冷得到原始铸态稀土镁合金，得到的原始晶粒尺寸为150～160μm；利用电火花线切割机切取长方体形ECAP试样，尺寸为50×20×20mm；将该块体试样充分隔绝空气后使用石墨掩埋压实，放入恒温定时马沸炉中进行505℃下的12h固溶处理；保温加热ECAP模具至410℃，随后将均匀涂抹石墨乳的镁合金试样放入模具中并保温15min，随后进行32道次的ECAP加工；经过ECAP加工后的试样利用线切割机切取芯部材料，样品充分浸入导热硅油中进行200℃130h的时效热处理，随后进行室温以及高温超塑性拉伸试验，试验经微观组织分析，组织中含有大量14H型长周期有序堆垛相，其晶粒尺寸约为115～160nm。经测试其室温拉伸断裂强度为336MPa，断裂延伸率为52％；200℃下拉伸速率为10^-3s^-1的高温拉伸试验中断裂强度为243Mpa，断裂延伸率为207％。

对照例1

本对照例用于说明固溶时间的影响(固溶时间由10小时变为4小时)。以纯镁(99.95wt％)，Mg-20Er(wt％)，Mg-30Y(wt％)，纯锌(99.95wt％)以37：10：18：2的比例为原始材料在CO₂(99vol％)和SF₆(1vol％)混合气体的保护气氛下在700℃熔融，获取稀土镁合金Mg-8Y-2Er-3Zn，随后经过浇筑水冷得到原始铸态稀土镁合金，得到的原始晶粒尺寸为150～160μm；利用电火花线切割机切取长方体形ECAP试样，尺寸为50×20×20mm；将该块体试样充分隔绝空气后使用石墨掩埋压实，放入恒温定时马沸炉中进行500℃下的8h固溶处理；保温加热ECAP模具至400℃，随后将均匀涂抹石墨乳的镁合金试样放入模具中并保温10min，随后进行8道次的ECAP加工；经过ECAP加工后的试样利用线切割机切取芯部材料，样品充分浸入导热硅油中进行200℃120h的时效热处理，随后进行室温以及高温超塑性拉伸试验，试验经微观组织分析，组织中14H型长周期有序堆垛相明显少于18R型长周期有序堆垛相的数量，其晶粒尺寸约为110～140nm。经测试其室温拉伸断裂强度为307MPa，断裂延伸率为22％。200℃下拉伸速率为10^-3s^-1的高温拉伸试验中断裂强度为253Mpa，断裂延伸率为103％。

对照例2

本对照例用于说明有无进行ECAP加工步骤的影响，将本发明技术方案中镁合金不进行ECAP加工而直接进行拉伸试验。以纯镁(99.95wt％)，Mg-20Er(wt％)，Mg-30Y(wt％)，纯锌(99.95wt％)以37：10：18：2的比例为原始材料在CO₂(99vol％)和SF₆(1vol％)混合气体的保护气氛下在700℃熔融，获取稀土镁合金Mg-8Y-2Er-3Zn，随后经过浇筑水冷得到原始铸态稀土镁合金，得到的原始晶粒尺寸为150～160μm；利用电火花线切割机切取长方体形ECAP试样，尺寸为50×20×20mm；将该块体试样充分隔绝空气后使用石墨掩埋压实，放入恒温定时马沸炉中进行500℃下的12h固溶处理；试样利用线切割机切取芯部材料，样品充分浸入导热硅油中进行200℃120h的时效热处理，随后进行室温以及高温超塑性拉伸试验，试验经微观组织分析，组织中含有大量14H型长周期有序堆垛相，其晶粒尺寸约为50～80μm。经测试其室温拉伸断裂强度为137MPa，断裂延伸率为21.5％。200℃下拉伸速率为10^-3s^-1的高温拉伸试验中断裂强度为117Mpa，断裂延伸率为58％。

由技术常识可知，本发明可以通过其它的不脱离其精神实质或必要特征的实施方案来实现。因此，上述公开的实施方案，就各方面而言，都只是举例说明，并不是仅有的。所有在本发明范围内或在等同于本发明的范围内的改变均被本发明包含。

Claims

1.一种高应变速率超塑性稀土镁合金的制备工艺，其特征在于，包括如下步骤：

将等通道转角挤压加工后的稀土镁合金试样充分浸入到硅油中进行200℃下110-130h的时效热处理，获取具有均匀弥散析出第二相的稀土镁合金；

所述预制的稀土镁合金试样包括如下步骤：

将纯度为99.95%的纯镁、Mg-20Er、Mg-30Y、纯度为99.95%的纯锌以重量百分比为37：10：18：2的比例在混合气体的保护气氛下在700℃熔融，混合气体由体积百分比为99：1的CO₂和SF₆组成；

将原始铸态的稀土镁合金切割成长方体状并使用石墨掩埋压实，获取稀土镁合金试样；

所述隔绝空气处理后的稀土镁合金试样内部组织中包含有14H型长周期有序堆垛结构；

所述等通道转角挤压加工后的稀土镁合金试样的晶粒尺寸为100nm-1.5μm；

所述的时效热处理后，所获得的稀土镁合金具备均匀细小弥散分布的第二相以及碎化的14H型长周期有序堆垛相。

2.根据权利要求1所述的超塑性稀土镁合金的制备工艺，其特征在于，所述稀土镁合金试样进行等通道转角挤压加工的组数为1-4组。